原位钛基复合材料中TiB的生成热力学及动力学

采用自蔓延高温合成(SHS)、感应熔炼和熔模精铸相结合的方法,利用Ti-B-Al体系制备出了原位自生TiB增强的钛基复合材料。借助XRD、SEM和TEM分析了复合材料的物相和增强体的形态。结果表明:在复合材料中只存在TiB增强体和Ti,无TiAl3杂质相形成,TiB增强体呈柱状短纤维,这与其B27晶体结构有关,且增强体/基体界面清洁无杂质污染,并从热力学和动力学两方面论述了在Ti-B-Al体系中制备TiB增强体的生成机制:在Ti-B-Al体系中,Al首先受热熔化使得Ti和B相继溶解于Al液中;Ti与Al之间先行发生化学反应形成Ti-Al金属间化合物,放出的热量进一步引发了溶解于液相中的B和Ti产生高温自蔓延形成Ti-B化合物。以热力学理论分析,应最终形成TiB2,但实际上由于动力学影响,最终形成了TiB。

原位Ti-B晶须增强钛基复合材料的磨损机制

将自蔓延和熔模精铸方法相结合,制备了原位TiB晶须增强钛基复合材料;采用X射线衍射仪和扫描电子显微镜分析了复合材料的相组成和显微组织,结合磨损表面、磨屑形貌及剖面显微组织分析结果探讨了复合材料表面的磨损机制;采用销-盘式摩擦磨损试验机评价了复合材料的耐磨性能.结果表明:TiB晶须尺寸细小、长径比大、在基体中分布均匀;与基体合金相比,钛基复合材料的耐磨性能显著提高,这是由于TiB晶须具有增强作用和承载作用所致.

原位TiB/Ti复合材料熔体停止流动机理研究

采用自蔓延高温合成-感应熔炼制备了原位TiB/Ti复合材料。通过对钛基复合材料熔体停止流动前沿显微组织的观察,结合钛基体合金的停止流动机理,研究了原位TiB/Ti复合材料熔体的停止流动机理,并建立了钛基复合材料熔体的停止流动模型。研究发现,在停止流动前沿,TiB增强相呈漩涡状分布,在其前面存在一个几乎全是基体合金的合金带。

原位TiB/Ti复合材料的磨损性能及磨损机制

采用自蔓延和熔模精铸相结合方法制备了原位TiB晶须增强的钛基复合材料,采用X射线衍射、扫描电子显微镜对复合材料的相组成和显微组织进行了研究,并且采用销-盘式摩擦磨损试验机对该复合材料的耐磨损性能进行了评价。结果表明,TiB晶须在基体中分布均匀,尺寸细小,具有高的长径比;与基体合金相比较,钛基复合材料具有良好的抗磨损性能,且增强相长径比高的钛基复合材料的耐磨性能更好。并且根据磨损表面、磨屑形貌以及剖面显微组织特点,提出了表面"MML"区、次表层"滑移区"相结合的磨损机制。受磨损过程影响,磨屑的内部形貌呈"皱褶状"。

熔铸原位TiB/Ti复合材料构件的显微组织

结合Ti-B-Al体系的热力学及Ti-B相图分析,论证了采用自蔓延高温合成(SHS)、感应熔炼和熔模精铸相结合的工艺成形了原位自生TiB/Ti复合材料构件的可行性,且成形了原位自生TiB/Ti复合材料飞机发动机叶片.采用XRD和SEM对叶片的相组成及显微组织进行了研究.结果表明:在叶片薄壁和厚壁处的增强相均为TiB晶须,晶须的分布均匀,且尺寸细小、一致.而且,构件的表面粗糙度经测定Ra 为3.2μm,叶片最薄处壁厚为1.5 mm.

颗粒和纤维混杂增强复合材料力学性能的三维有限元模拟

为了研究原位合成TiB纤维和TiC颗粒混杂增强的钛基复合材料的力学性能与微观结构的关系,根据其微观结构特点,并基于随机序列吸附(RSA:Random Sequential Adsorption)方法,提出了短纤维和颗粒混杂增强的三维有限元模型。该模型可以生成位置及取向随机分布的多纤维多颗粒的代表体积单元,同时纤维的长径比、取向分布规律可以任意调整,适合各种不同的混杂增强复合材料微观结构的模拟。对比实验测试结果,证明该模型对混杂增强的复合材料的模拟较为精确。模拟结果显示:在纤维状增强体中,平行于加载方向的增强体承载了最大的应力,而与加载方向约呈45°角的增强体承受的应力最小;颗粒状增强体承受的应力相比平行于加载方向的纤维状增强体要小很多;基体中应力在加载方向上靠很近的增强体之间较高。

原位复合反应制成TiB对提高管道耐磨性的研究

将自蔓延和离心铸造的方法相结合,制备了原位TiB晶须增强钛基复合材料;采用扫描电子显微镜分析了复合材料的显微组织,结合磨损表面、剖面显微组织。分析探讨了复合材料表面的磨损机制;评价了复合材料的耐磨性能。结果表明TiB晶须尺寸细小、长径比大、在基体中分布均匀;与基体合金相比,钛基复合材料的耐磨性能显著提高,这是由于TiB晶须具有增强作用和承载作用所致。